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CN116590621A - 一种可承受350kJcm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板 - Google Patents

一种可承受350kJcm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板 Download PDF

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CN116590621A
CN116590621A CN202310654795.7A CN202310654795A CN116590621A CN 116590621 A CN116590621 A CN 116590621A CN 202310654795 A CN202310654795 A CN 202310654795A CN 116590621 A CN116590621 A CN 116590621A
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杨啸雨
王秋鸣
赵丽洋
胡兵
何江里
张倩
魏旭
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Yanshan University
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Abstract

一种可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，属于大热输入焊接用钢领域，所述E级钢板按质量百分比包括：C 0.04‑0.12，Si 0.10‑0.35，Mn 1.45‑1.58，P≤0.015，S≤0.005，Ni 0.25‑0.40，Cu 0.08‑0.18，Mo≤0.05，V 0.010‑0.090，Ti 0.005‑0.030，B 0.0005‑0.0035，Al 0.005‑0.025，Ce 0.021‑0.035，N 0.0045‑0.0080，O 0.0005‑0.0030，其余为铁和不可避免的杂质；上述成分中Ti、V、B、C和N，满足0.6≤15.32Ti+5.79V+0.06B+0.18C+0.15N≤0.9。本发明在采用多丝埋弧焊焊接热输入达到350kJ/cm条件下，焊接热影响区‑40℃冲击功不低于60J。

Description

一种可承受350kJcm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa 的E级钢板
技术领域
本发明属于大热输入焊接用钢领域，具体涉及一种可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板。
背景技术
随着构件大型化和大跨度化的进展，厚钢板在造船、高层建筑、桥梁、石油化工、海洋平台等领域的大型焊接结构方面得到了广泛应用，中厚板（32～80mm）结构的使用占所有规格构件数量的40%以上。大热输入焊接过程具有峰值温度高，高温停留时间长等特点。为了提高焊接效率、降低生产成本，大型钢制结构的焊接往往采用大热输入焊接方法。但传统钢材在大线能量焊接条件下钢板焊接热影响区会出现奥氏体晶粒异常长大并且组织严重粗化等问题，导致钢板焊接热影响区韧性明显下降，严重影响焊接接头的力学性能，成为制约生产效率及工程质量可靠性的关键问题。
目前以日本制铁、JFE、韩国浦项制铁等为代表的国外企业已成功开发了超大线焊接线能量钢板、许用线能量200-600kJ/cm，并获产业化应用。国内部分企业也先后加大研发力度，成功开发了耐大线能量焊接钢板，但应用仅限于300kJ/cm线能量以下。因此，本发明致力于解决焊接线能量300kJ/cm以上的技术瓶颈，在保证钢板强度的同时，通过控制热影响区组织与奥氏体晶粒尺寸防止大热输入焊接后焊接接头低温韧性的降低。
公布号为CN104498827A的发明专利公布了一种355MPa级耐310kJ/cm大线能量焊接用钢的制造方法。通过低碳(0.10%)和低碳当量保证钢板具有较高的低温韧性和焊接适应性。严格控制合金元素Ti含量，形成弥散分布Ti2O3粒子和TiN粒子，促进晶内针状铁素体形核，抑制焊接时奥氏体的晶粒粗大，减轻大线能量焊接热影响区的脆化现象。通过Nb、Ti微合金化，细化晶粒和析出强化，保证钢板强度。但是该专利中提到的Ti2O3属于在液相中形成的高熔点氧化物，尺寸不易控制，且不易在钢中形成弥散分布状态，容易产生粗大的夹杂物影响低温韧性。因此仅依靠TiN不能在大热输入焊接中保持奥氏体晶粒尺寸。
公布号为CN103343284A的发明专利公开了一种80~140KJ/cm大线能量焊接Q345级别钢板的生产方法，其特征是添加0.1～0.2％的Ti元素，并控制Ti/[N]元素含量比例为2.4～3.2之间，优化高温下钢中较稳定的TiN析出粒子，钉扎奥氏体晶界，抑制晶粒长大，并在焊后冷却时增加针状铁素体沉淀核，促进铁素体形成。但该专利将N含量增加至了0.06%，在更高热输入的下，会产生大量的自由N影响热影响区低温热性。此外，工业生产中Ti/N元素含量比例的控制较难，对生产效率有较大影响。
公布号为CN102459656的发明专利公开而一种可以适应150kJ/cm的可大热输入焊接厚板。该专利提出了利用元素配比控制B元素含量，使其在奥氏体晶界的富集，从而导致晶界处的能量降低，使先共析铁素体(以及珠光体)在晶界的形核非常困难，抑制HAZ的硬化以及减少MA组元的生成。同时利用BN、V(C,N)的形核作用细化铁素体及贝氏体组织，从硬度、MA、有效晶体粒径三个方面控制HAZ低温韧性。此外，B还兼有提高钢的淬透性作用，对提高钢板的强度有利。但是该专利从本质上还是采用了氧化物冶金技术的细小的氧化物对晶界的控制能力及形核能力，复杂的生产工艺降低了生产稳定性，并且该技术并没有充分发挥出V(C,N)、BN等应有的作用。
公布号为CN109097685的发明专利公开了一种大线能量焊接用钢板及其制备方法。该专利采用V-N-Ti微合金化和B微合金化的技术手段提高钢板大热输入焊接性能，钢板屈服强度可达400～420MPa。通过优化合金元素含量，在焊接热影响区析出BN-MnS-(Ti,V)(C,N)和BN-MnS-Al2O3粒子，促进晶内铁素体形核，提高焊接热影响区低温韧性。但是该专利技术仅提到利用TiN对奥氏体晶粒进行钉扎，当热输入提高至350kJ/cm时，TiN的钉扎效果会严重降低，不能有效控制奥氏体晶粒尺寸，需要其他粒子进行辅助。
综上所述，将控制热影响区组织与奥氏体晶粒尺寸相结合是调控大热输入焊接热影响区低温韧性是必要手段。本发明为了改进上述问题，使钢板适应更高热输入的大热输入焊接，提出通过优化合金元素，优化钢中的析出粒子的比例并充分发挥钢中不同析出粒子的特点，将控制热影响区组织与奥氏体晶粒尺寸相结合，制造出能够适应300kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板。
发明内容
本发明的目的是为了弥补上述现有技术的不足，提供一种可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，该钢板在采用多丝埋弧焊焊接热输入达到350kJ/cm条件下，焊接热影响区-40℃冲击功不低于60J。
本发明采用的技术方案是：一种可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，所述E级钢板按质量百分比包括：C 0.04-0.12，Si 0.10-0.35，Mn 1.45-1.58，P ≤0.015，S ≤0.005，Ni 0.25-0.40，Cu0.08-0.18，Mo≤0.05，V 0.010-0.090，Ti0.005-0.030，B 0.0005-0.0035，Al 0.005-0.025，Ce0.021-0.035，N 0.0045-0.0080，O0.0005-0.0030，其余为铁和不可避免的杂质；
上述成分中Ti、V、B、C和N，
满足0.6≤15.32Ti+5.79V+0.06B+0.18C+0.15N≤0.9。
进一步地，所述E级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子中， (V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量占80-90%、数量密度为1.95×106-3.34×106个/mm3。
进一步地，所述E级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子中， (Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为2.68×105-4.32×105个/mm3。
进一步地，所述E级钢板的屈服强度ReL≥370MPa、抗拉强度Rm≥510MPa，在350kJ/cm大热输入后近缝焊接热影响区-40℃KV2≥60J。
进一步地，所述E级钢板近缝焊接热影响区为靠近焊缝处峰值温度在1250-1400℃之间，并且500℃以上温度保持时间在300-500s之间的区域。
进一步地，所述E级钢板采用真空炉冶炼、控轧、控冷工艺进行生产，具体工艺参数为：控制加热温度在1050-1300℃之间、保温3小时以上，控制粗轧过程轧制温度在1000-1050℃，控制精轧过程轧制温度在750-950℃之间。
进一步地，所述粗轧过程中精轧道次为5-7道次大压下量轧制，粗轧总压下率不低于60%。
进一步地，所述精轧过程中精轧道次为4-6道次且末三道次压下率≥35%。
进一步地，所述E级钢板的控冷工艺参数为：开冷温度控制在760-800℃，冷却速度控制在10-20℃/s,返红温度控制在540-570℃。
本发明中的各元素在钢中所起到的作用及相应的成分设计如下：
C：C是决定钢材强度的主要元素，也是对热影响区M-A组元影响最大的元素。当C低于0.05%时，难以得到所需要的强度；当C高于0.12%时，焊接热影响区中出现的淬硬组织，M-A组元明显增多，使韧性恶化，而且高C时容易产生焊接裂纹。本发明C控制在0.04-0.12。
Si：Si是脱氧元素，同时也是一种强化元素。Si低于0.05%时，脱氧效果差，钢板表面易起麻点和红绣；但当Si大于0.35%时，促进组织粗化，M-A组元增加，而且焊接冷、热裂纹敏感性均增加。本发明Si控制在0.10-0.35。
Mn：Mn是固溶元素，且通过扩大奥氏体相区、降低相变点而细化铁素体晶粒，从而同时提高强度和韧性；由此可以替代部分C，适当降低C含量，额外提高焊接热影响区的低温韧性。当Mn含量低于1.10%时，强度降低，而且硫化物的有害作用增强；但当Mn含量高于1.80%时，M-A组元含量提高，热影响区韧性变坏。本发明Mn控制在1.45-1.58%。
P：P是杂质元素，增加钢材的脆性，应尽可能降低。但冶金脱P成本很高，限制在0.015%以下可以保证性能要求。
S：S在钢中硫含量较高时以FeS-Fe共晶体的形式存在于钢的晶粒周围，降低钢的力学性能，其含量与磷类似，也是越低越好，实际生产时通常控制在S≤0.005%。
Ni：Ni能显著增加基体和粗晶热影响区韧性，但Ni为贵金属元素，加入过多会提高成本，为此，控制Ni元素为0.25-0.40。
Cu：适量的Cu会促进针状铁素体形核，但是过高的Cu含量，会在轧制过程中产生热裂纹，对焊接性能也不利。控制Cu含量0.08-0.18。
Mo：适量的Mo可以显著提高钢板强度和回火稳定性，还可以细化焊接热影响区晶粒，改善焊接接头的韧性。但是Mo添加量过多，会严重降低焊接接头韧性和增加生产成本，因此控制Mo含量≤0.05。
V：V具有强烈的沉淀强化效果，对提高强度的贡献大。当V含量低于0. 005%，沉淀强化不能突出发挥；当V含量高于0.07%，钢板的淬硬性增强，钢板和热影响区的韧性均下降。本发明V控制在0.01-0.09之间。
Ti：Ti是大线能量用钢中的主要元素。Ti与N结合成TiN，阻止奥氏体晶粒长大，可以有效地提高热影响区的韧性。Ti的添加，还可以减少N的固溶含量，改善钢的时效性能。当Ti量低于0.008%时，形成的有益氮化物数量少，抑制晶粒长大的作用弱；当Ti量超过0.025%时，钢中固溶Ti量过多，剩余Ti以固溶的形式存在于晶内，增加M-A组元，降低了热影响区的性能。本发明Ti控制在0.005-0.030。
B： B是本发明的特征元素，是使得在母材和大线能量焊接HAZ这两者中，固溶B和BN同时存在，同时体现偏聚与形核作用，在奥氏体中析出的BN作为相变核发挥作用，通过HAZ的组织微细化、硬度降低、MA降低来提高韧性。因此，必须含有0.0002%以上的B。另一方面，如果含有的B量超过0.002%，则会产生粗大的B析出物，HAZ韧性劣化，因此以0.002%为上限。为了提高HAZ韧性，可将B的量控制在0.0005-0.0035。
Al：Al作为主要脱氧剂，主要在炼钢过程中起到脱氧作用，因此控制Al含量0.005-0.025。
Ce：Ce元素的添加可以细化晶粒，改善钢中合金元素的分布情况，但Ce添加过量则会使成本过高，因此控制Ce元素在0.021-0.035。
N： N是本发明另一重要元素。N有两种存在方式，一种是固溶，对母材性能不利，另一种是形成弥散分布的细颗粒N化物，对焊接热影响区韧性有改善作用。N量高造成固溶N增多，母材韧性和时效性能不好，连铸坯容易产生裂纹。本发明0.0045~0.0080。
O：O是炼钢过程中不可避免的杂质元素，对钢板的性能不会造成明显不利影响，含量控制在0.0005-0.0030以内即可。
本发明E级钢板除了需要合理控制及优化钢板中元素范围外，还需要准确调控部分关键元素之间的相对添加量，使本发明钢板具有均匀优良的强韧性、强塑性匹配，并且能够承受大线能量焊接。
0.6≤CR*≤0.9：要求将与析出粒子形成有关的Ti、V、C、B、N五种合金元素按“CR*=15.32Ti+5.79V+0.06B+0.18C+0.15N”控制钢中的第二相粒子形态，使钢中主要存在两类不同的粒子，即可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子与可异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子。当钢板的化学成分满足关系式0.6≤CR*≤0.9时，在350kJ/cm大热输入焊接的过程中，第二相粒子可以有效抑制近缝焊接热影响区奥氏体晶粒长大，同时在晶粒内部产生大量的异质形核的针状铁素体，细化组织，提高韧性，并保持一定的强度。而CR*过高或过低都将不能实现纳米级析出物钉扎奥氏体晶界及微米级析出物促进针状铁素体异质形核作用。
本发明E级钢板，限定了适当的钢坯料的加热温度、粗轧温度、精轧温度、开冷温度、终冷温度，使母材形成适度细化的多相复合组织，以获得高塑韧性力学性能；同时在母材中形成了适度尺寸数量分布的第二相粒子，使其在焊接热影响区发挥细化组织、提高韧性，并保持一定的强度的作用。
本发明的有益效果是：
（1）通过合理设计和优化合金元素比例，使可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子在焊接热循环的过程中虽有溶解，但总体数量仍然足够抑制奥氏体晶粒长大，控制热影响区奥氏体晶粒尺寸；使可以异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子大量存在，促进晶内针状铁素体形核，优化焊接热影响区组织形态及分布；同时，使上述两种第二相粒子形成双峰尺度分布状态，充分发挥两类粒子在固相反应中的特点调控钢的大热输入焊接性能，避免了繁杂的液相反应控制，从而稳定的进行大批量生产；
（2）本发明组织主要为针状铁素体和粒状贝氏体，屈服强度ReL≥370MPa，抗拉强度Rm≥510MPa，采用多丝埋弧焊使焊接热输入达到350kJ/cm时，焊接热影响区-40℃KV2仍可满足≥60J。
附图说明
图1是在焊接热输入350KJ/cm的实施例1钢焊接热影响区显微组织图；
图2是在焊接热输入350KJ/cm的对比例2钢焊接热影响区显微组织图。
具体实施方式
一种可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，所述E级钢板按质量百分比包括：C 0.04-0.12，Si 0.10-0.35，Mn 1.45-1.58，P ≤0.015，S ≤0.005，Ni 0.25-0.40，Cu0.08-0.18，Mo≤0.05，V 0.010-0.090，Ti 0.005-0.030，B0.0005-0.0035，Al 0.005-0.025，Ce0.021-0.035，N 0.0045-0.0080，O 0.0005-0.0030，其余为铁和不可避免的杂质；
上述成分中Ti、V、B、C和N，
满足0.6≤15.32Ti+5.79V+0.06B+0.18C+0.15N≤0.9。
实施例1～8和对比例1-2的化学成分、元素关系式、两类析出粒子所占比例如表1所示。
表1实施例和对比例的化学成分
所述E级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子中， (V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量占80-90%、数量密度为1.95×106-3.34×106个/mm3。
所述E级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子中， (Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为2.68×105-4.32×105个/mm3。
所述E级钢板的屈服强度ReL≥370MPa、抗拉强度Rm≥510MPa，在350kJ/cm大热输入后近缝焊接热影响区-40℃KV2≥60J。
所述E级钢板近缝焊接热影响区为靠近焊缝处峰值温度在1250-1400℃之间，并且500℃以上温度保持时间在300-500s之间的区域。
所述E级钢板采用真空炉冶炼、控轧、控冷工艺进行生产，具体工艺参数为：控制加热温度在1050-1300℃之间、保温3小时以上，控制粗轧过程轧制温度在1000-1050℃，控制精轧过程轧制温度在750-950℃之间。
所述粗轧过程中精轧道次为5-7道次大压下量轧制，粗轧总压下率不低于60%。
所述精轧过程中精轧道次为4-6道次且末三道次压下率≥35%。
进一步地，所述E级钢板的控冷工艺参数为：开冷温度控制在760-800℃，冷却速度控制在10-20℃/s,返红温度控制在540-570℃。
本发明的具体制备方法：
（1）钢坯的准备：以实验室方式熔炼表1中所列举的各种不同化学成分，使用真空炉进行加热熔化，高温高真空精炼钢水15分钟，然后充入保护气体氩气并加入合金，调整温度，浇注成钢锭。
（2）热机械轧制：首先将方块钢锭以10℃/s的速度加热到1050～1300℃，保温3小时以上，进行粗轧、精轧和冷却三个阶段；粗轧开轧温度1050～1100℃，粗轧终轧温度1020～1080℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7道次，总压下率不低于55%；精轧开轧温度850～900℃，精轧终轧温度780～830℃，精轧道次4～6道次，且末三道次压下率≥35%；控制冷却阶段开冷温度760～800℃，冷却过程中控制冷速10~20℃/s，终冷温度540～570℃。
对上述方法获得的钢板分别进行力学性能检测，结果如表2所示，屈服强度均大于370MPa，抗拉强度大于510MPa，延伸率大于20%，母材-40℃纵向冲击均在250J以上，350KJ/cm大热输入后近焊缝热影响区的-40℃冲击功均在120J以上。
表2 实施例和对比例的力学性能
对比例1与对比例2虽然成分与本发明的实施例相似，但由于控制手段不同导致对比例1与对比例2的两种类型的粒子所占比例均小于本发明控制的粒子比例，不能同时最大限度的发挥两种类型粒子的作用，因此对比例1与对比例2经过350kJ/cm大热输入含结构近缝热影响区的-40℃；其中在模拟焊接热输入为350KJ/cm 时，实施例1钢焊接热影响区显微组织如附图1所示，对比例1 钢板热影响区组织如附图2所示。可以看出本发明的耐候桥梁钢板热影响区主要由针状铁素体、珠光体构成，该组织使其热影响具有良好的低温韧性。而对比钢2，其化学成分含量和配比不在本发明中限定的创新设计技术范围内，得到的组织为由先共析铁素体、粒状贝氏体和少量的针状铁素体构成。该组织粗大且分布不均匀，在承受冲击载荷时，容易萌生微裂纹而导致脆性断裂，使其焊接热影响区低温韧性较差。
低温韧性显著降低。
综上，在本发明组成范围及制备工艺条件下，实现了可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，可广泛应用于大跨度、高参数、全焊接结构的桥梁建设当中。
最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。

Claims (9)

1.一种可承受350kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，其特征在于，所述E级钢板按质量百分比包括：C 0.04-0.12，Si 0.10-0.35，Mn 1.45-1.58，P ≤0.015，S ≤0.005，Ni 0.25-0.40，Cu 0.08-0.18，Mo≤0.05，V 0.010-0.090，Ti 0.005-0.030，B 0.0005-0.0035，Al 0.005-0.025，Ce 0.021-0.035，N 0.0045-0.0080，O 0.0005-0.0030，其余为铁和不可避免的杂质；
上述成分中Ti、V、B、C和N，
满足0.6≤15.32Ti+5.79V+0.06B+0.18C+0.15N≤0.9。
2.根据权利要求1所述的E级钢板，其特征在于：所述E级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子中， (V,Ti)(C,N)复合析出粒子的数量占80-90%、数量密度为1.95×106-3.34×106个/mm3。
3.根据权利要求1所述的E级钢板，其特征在于：所述E级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子中， (Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为2.68×105-4.32×105个/mm3。
4.根据权利要求1所述的E级钢板，其特征在于：所述E级钢板的屈服强度ReL≥370MPa、抗拉强度Rm≥510MPa，在350kJ/cm大热输入后近缝焊接热影响区-40℃KV2≥60J。
5.根据权利要求1所述的E级钢板，其特征在于：所述E级钢板近缝焊接热影响区为靠近焊缝处峰值温度在1250-1400℃之间，并且500℃以上温度保持时间在300-500s之间的区域。
6.根据权利要求1-5中任意一项所述的E级钢板，其特征在于，所述E级钢板采用真空炉冶炼、控轧、控冷工艺进行生产，具体工艺参数为：控制加热温度在1050-1300℃之间、保温3小时以上，控制粗轧过程轧制温度在1000-1050℃，控制精轧过程轧制温度在750-950℃之间。
7.根据权利要求6所述的E级钢板，其特征在于：所述粗轧过程中精轧道次为5-7道次大压下量轧制，粗轧总压下率不低于60%。
8.根据权利要求6所述的E级钢板，其特征在于：所述精轧过程中精轧道次为4-6道次且末三道次压下率≥35%。
9.根据权利要求6所述的E级钢板，其特征在于，所述E级钢板的控冷工艺参数为：开冷温度控制在760-800℃，冷却速度控制在10-20℃/s,返红温度控制在540-570℃。
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